CC BY
50
УДК 669.24793:669-172:539.01124
МЕХАНИЗМЫ И МОДЕЛИ ТЕРМИЧЕСКОГО УПРОЧНЕНИЯ СПЛАВОВ СО СВЕРХСТРУКТУРОЙ Ll2
© В.А. Старенченко, Ю.В. Соловьева
Slarcnchcnko V.A.. Solovjcva J.V. Mcchanisms and models of the Ll3 alloys thermal strengthening. This article is aimed at discussing several mcchanisms and models of the flow stress anomaly in LI j alloys. The main works devoted to this problem arc reviewed. The necessity to concern the superposition of two classes mcchanisms to describe the thermal strengthening in Lb was shown. These arc the cross slip mechanisms of screw superdislocations locking and the diffusion-controlled mechanisms of the edge supcrdislocations locking.
К настоящему времени для объяснения положительной температурной зависимости механических свойств сплавов со сверхструктурой 1.12 предложены механизмы и построен ряд моделей, обзор которых приведен в работах [1-5]. Первоначально высказывалось предположение о том, что основным источником возрастания сопротивления движению дислокаций с температурой является изменение сопротивления кристаллической решетки. Так, Дэвис и Столофф [4] предположили, что повышение температуры увеличивает различия в колебаниях пар атомов типа А-А, В-В, А-В и, вследствие этого, происходит возрастание сопротивления кристаллической решетки движению дислокаций. Копли и Кир выдвинули предположение, что возрастание «сил трения» с повышением температуры может быть связано с уменьшением расщепленности сверхчастичных дислокаций, вследствие изменения анизотропии упругих постоянных. Вследствие этого сдвиг в направлении <!12> сменяется сдвигом в направлении <110>, что приводит к возрастанию сопротивления движению дислокаций [6].
Основными доводами в пользу этих гипотез считались независимость предела текучести от скорости деформации и полная обратимость влияния температуры на напряжения течения. Дальнейшие исследования показали ошибочность этих доводов. Влияние скорости деформации на предел текучести, сдвиговых напряжений и коэффициентов упрочнения также как и температуры аномально [3, 7], а изменение напряжений течения вследствие вариации температуры обратимо лишь частично. Кроме того, отсутствие аномальной температурной зависимости микропредела текучести [8] недвусмысленно указывает на то, что эти механизмы не являются причиной аномального поведения сплавов со сверхструктурой И2.
В настоящее время не подвергается сомнению, что именно особенности строения индивидуальных дислокаций являются основной причиной того, что наряду с традиционными деформационными механизмами, характерными для чистых металлов и разупорядочеиных сплавов, в упорядоченных системах становятся возможными иные, качественно отличные механизмы, приводящие к термическому упрочнению. Перечислим их.
1. Неопределенность дислокационной оси [9].
2. Движение порогов вдоль дислокаций [10, 11].
3. Образование трубок АФГ [ 12, 13].
4. Релаксация дальнего порядка вблизи АФГ [14].
5. Поперечное скольжение винтовой дислокации [15].
6. Диффузионное переползание краевых дислокаций [19].
Исторически сложилось так, что явление термического упрочнения в сплавах со сверхструктурой ЬЬ объясняется с позиции одного из вышеперечисленных механизмов. Особенное развитие получили модели, объясняющие температурную аномалию механических свойств сплавов со сверхструктурой Ь12, на основе механизма поперечного скольжения винтовых сверхдислокаций. В результате действия этого механизма образуются барьеры, получившие в литературе название барьеров Кнра-Вильсдорф. По мнению большинства авторов [1, 15-18], именно эти барьеры и являются основной причиной увеличения сопротивления деформированию с ростом температуры. Основные отличия между моделями заключаются в различии точек зрения на вопросы, касающиеся нюансов формирования, распространения, разрушения барьеров Кнра-Вильсдорф или им подобного типа.
Детальные теоретические и экспериментальные исследования явления термического упрочнения на сплаве М^ве проведены авторами в работах [20-26]. Подробное исследование механических свойств и эволюции дислокационной структуры сплава ЬПзОе позволило расширить круг известных экспериментальных закономерностей. Это касается как механических свойств, так и особенностей дислокационной структуры.
Было показано, что полученные температурные зависимости (шаг по температуре не превышал 50°) для разных ориентаций монокристаллов носят существенно многостадийный характер. Аномальное увеличение напряжений течения с температурой удается описать используя две эффективные энергии процессов термической активации [24]. При этом одна эффективная энергия активации близка по величине к энергии активации процессов поперечного скольжения винтовых дислокаций, а другая - к энергиям характерным для
процессов самодиффузии в кристалле. В работе [23] впервые было обнаружено аномальное увеличение предела текучести в условиях кубического скольжения, при котором невозможно образование барьеров Кира-Вильедорф.
Исследование эволюции дислокационной структуры на восходящей ветви пика аномалии показало, что доля прямолинейных винтовых дислокаций, которые идентифицируются как барьеры Кира-Вильедорф, с ростом температуры не увеличивается, а наоборот падает, в то время как напряжения продолжают расти с температурой. Более того, при температуре выше 700 К прямолинейные дислокации в структуре отсутствуют, а уровень напряжений течения остается по-прежнему высоким [22].
Полученные экспериментальные закономерности позволяют предположить, что для описания явления термического упрочнения недостаточно учитывать только механизм Кира-Вильедорф. Без привлечения механизмов, связанных с диффузионными процессами в кристалле, оказывается невозможным объяснить наличие пика в условиях кубического скольжения и особенности высокотемпературной эволюции дислокационной структуры в условиях октаэдрического скольжения.
Работа, в которой впервые было обращено внимание на возможность потерн общей плоскости скольжения краевыми сверхчастичными дислокациями в результате переползания, принадлежит РПпп [19]. Дальнейшее развитие эта идея получила в работах Л.Е. Попова и др. [3, 9, 10]. Предполагалось, что переползание при достаточно низких температурах осуществляется посредством парных вакансий или межузельных атомов, при более высоких температурах, вплоть до температуры пика - за счет миграции одиночных вакансий. Однако, основываясь только на механизмах взаимодействия сверхдислокаций с точечными дефектами, удается понять многостадийное изменение предела текучести, но трудно объяснить ориентационную зависимость и природу кубического скольжения за пиком аномалии.
В работе [26] явление термического упрочнения описывается, основываясь на идее о совместном действии механизмов переползания и поперечного скольжения, каждый из которых вносит свой вклад, зависящий от температуры испытания. В основу математической модели положены экспериментальные закономерности деформационного и термического упрочнения сплавов со сверхструктурон Ы2, полученные в работах [21-25]. Проведено математическое моделирование процесса накопления дислокационной плотности. В результате построена феноменологическая модель термического упрочнения сплавов со сверхструктурой из, в основу которой положено предположение о том, что термическое упрочнение определяется механизмами двух классов - механизмами, связанными с поперечным скольжением сверхднслокаций винтовой ориентации, и механизмами, связанными с взаимодействием краевых сверхдислокаций с точечными дефектами, что включено в модель посредством учета двух существенно различающихся эффективных энергий активации процессов самоторможения дислокаций. Получены системы дифференциальных уравнений, которые описывают интенсивность накоплений дислокаций, коэффициенты
деформационного упрочнения в зависимости от температуры. В случае множественного скольжения:
dp „ р C2e-u>,kT+C1e-^kT
~ = С,'7+ ‘ G-hp1'2 ’
da
(h _ a Gb da 2-Jp
p C2e-U'lkr+C,e-U>'кП
G-h-p
1/2
В модели первое слагаемое учитывает интенсивность накопления дислокаций на границе зоны сдвига, а втрое и третье - интенсивность накопления внутри-зонных дислокаций в случае действия механизма Кира-Вильедорф и механизма диффузионного торможения краевых дислокаций (1!\, (Л - энергии активации самоблокировки винтовых и краевых компонент сверхдис-локационных петель) [26]. Уравнения получены в предположении множественного скольжения, т. е. при допущении, что длина свободного сегмента дислокации, и соответственно длины барьера Кира-Вильедорф, пропорциональны изменяющемуся в процессе деформации расстоянию между дислокациями (~р |/2).
В условиях одиночного скольжения предполагается, что плотность дислокаций леса не меняется с деформацией и равна начальной плотности дислокаций (р„).
£-С £ +
. - ч +
da т
dx aGb ~da
C2e~u,lkT +Cie~UllkT
G-bpl'2
2-Ур
p CJe-v‘/*r+CJeu*/ir)
G-bpl'2
Системы уравнений с неплохой точностью описывают кривые деформации для сплава Ni3Ge, полученные экспериментально.
Таким образом, в работах [20-26] было показано, что для описания явления термического упрочнения недостаточно учитывать только механизмы, связанные с поперечным скольжением винтовых сверхдислокаций. Уровень напряжений сопротивления деформированию, который в некоторых случаях достигает величин порядка Qb - энергия антифазной границы, b -величина вектора Бюргерса), может быть обеспечен только совокупным действием механизмов, тормозящих винтовую и краевую компоненту дислокационной петли. Благодаря тому, что энергии активации механизмов бездиффузионной и диффузионной природы значительно различаются, удается построить модель, в которой синтезируются два типа механизмов, посредством включения в нее двух существенно различающихся энергий.
ЛИТЕРАТУРА
1. Vcyssiere P.. Saada G. II Dislocations in solids Microscopy and plasticity of the LI; Y phase / M. Duesbcry, F.R.N. Nabarro, Elsevier Sci. Publ. Amsterdam: North Holland, 1996. I*. 255.
2. Гринберг Б.А., Сюткина В.И. Новые методы упрочнения упорядоченных сплавов. М.: Металлургия, 1985. 176 с.
3. Попов Л.Е.. Конева II.A., Терешко И.В. Деформационное упрочнение упорядоченных сплавов. М.: Металлургия, 1979. 255 с.
4. Столофф Н.С.. Дэвис Р. Г. Механические свойства упорядочивающихся сплавов. М.: Металлургия, 1969. 113 с.
5. Гринберг Б. А... Иванов М. А. Интерметалл иды NijAl и TiAl: микроструктура, деформационное поведение. Екатеринбург: УрО РАН. 2002. 360 с.
6. Copley S. М.. Кеаг В.И. Temperature and orientation dependence of the How stress in off- stoichiometric Ni}AI (у*-рЬа/.е) // Trans. AIME. 1967. V. 239. №9. P. 977-984.
7. Травина H.T., Никитин А.А. Температурная и скоростная зависимость деформационных характеристик монокристаллов // ФММ. 1970. Т. 30. Выи. 6. С. 1291-1296.
8. Mulford R.A.. Pope D.P. The yield stress of Nij(Al.W) // Acta Met. 1973. V. 21. № 10. P. 1375-1380.
9. Попов /I.E.. Козлов Э.В., Терешко И.В. Деформационное упрочнение сплава NijAl // ФММ. 1968. Т. 26. Вып. 4. С. 709-716.
10. Попов Л.Е.. Козлов Э.В Механические свойства упорядоченных твердых растворов. М.: Металлургия. 1970. 216 с.
11. Conservative jog slip on supcrdislocations and work hardening of ordered alloys / L.E. Popov. Yu. Sharkccv, N.A. Koneva. N.A. Enshina // Phys. Stat. Sol. (a). 1976. V. 32. P. 701-708.
12. Vidoz A.E.. Brown L.Xt. On work hardening in ordered alloys // Phil. Mag. 1962. V. 7. P. 659-677.
13. Chou C.T.. Hirsh P.B. Anti-phase domain boundary tubes in NijAl И Nature. 1982. V. 300. P. 621-623.
14. Morris D.G. APB relaxation at supcrdislocations in ordered alloys and anomalous strengthening// Scr. Mater. 1992. V. 26. P. 733-738.
15. Takeuchi S.. Kuramoto E. Anomalous temperature dependence of yield stress in NijGa single crystals // I. Phys. Soc. Japan. 1971. V. 31. P. 1282.
16. Paidar V.. Pope D.P.. Vitek V. A theory of anomalous yield behaviour in LI2 ordered alloys // Acta Met. 1984. V. 32. № 3. P. 435-448.
17. Hirsh P./i. A new theory of the anomalous yield stress in LI: alloys // Scr. Mater. 1991. V. 25. P. 1725-1730.
18. Горностырев Ю.Н., Гринберг Б.А.. Яковенкова Л.И. Различные типы расщепления сверхдислокаций в упорядоченных сплавах со сверхструктурой 1.12//ФММ. 1981. Т. 51. Вып. 2. С. 422-430.
19. Flinn P.A. Theory of deformation in superlatticcs // Trans. Met. Soc. AIME. I960. V. 218. P. 145-154.
20. CmafK'HueuKo B.A.. Абшев IO.А.. Черных Л.Г. Феноменологическая теория термического упрочнения сплавов со сверхструктурой LI* // Металлофизика. 1987. Т. 2. № 9. С. 22-28.
21. Ста/>енченко В.А.. Абшев Ю.А., Конева Н.А Потеря устойчивости пластической деформации монокристаллов NijGc // ФММ. 1987. Т. 64. Вып. 6. С. 1148-1182.
22. Абшев Ю.А.. Старенченко В.А.. Конева Н А. Изучение эволюции дислокационной структуры и механизмов упрочнения монокристаллов сплава NijGe, ориентированных для множественного скольжения // Изв. вузов. Физика. 1987. № 3. С. 65-70.
23. Старенченко В.А.. Абпаев К)А.. Соловьева Ю.В.. Когчов Э.В Термическое упрочнение монокристаллов Ni»Ge, ориентированных для одиночного скольжения // ФММ. 1995. № 5. С. 23-32.
24. Ста/х.'нченко В.А.. Саювьева Ю.В., Абшев Ю.А.. Смирнов Б.И. Ориентационная зависимость термического упрочнения монокристаллов сплава Ni.»Ge // Физика твердого тела. 1996. № 11. С. 3050-3058.
25. Старенченко В.А.. Соловьева Ю.В., Абшев /О.А.. Николаев В.И.. Шпейчман В В., Смирнов Б.И. Эволюция дислокационной структуры при деформации монокристаллов Ni»Gc разной ориентации // Физика твердого тела. 1998. Т. 40. № 4. С. 81-89.
26. Старенченко В.А.. Соловьева Ю.В.. Абшев Ю.А.. Николаев В.И., Шпейзман В В Накопление дислокаций и термическое упрочнение в сплавах со сверхструктурой Llj II Физика твердого тела. 1999. Т. 41. Вып. 3. С. 454-461.
